JPH06220576A - 耐水素誘起割れ性に優れた高張力鋼材 - Google Patents
耐水素誘起割れ性に優れた高張力鋼材Info
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- JPH06220576A JPH06220576A JP983093A JP983093A JPH06220576A JP H06220576 A JPH06220576 A JP H06220576A JP 983093 A JP983093 A JP 983093A JP 983093 A JP983093 A JP 983093A JP H06220576 A JPH06220576 A JP H06220576A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 通常の工程で容易に製造可能な極めて優れた
耐水素誘起割れ性を有する高張力鋼材の提供。 【構成】 （Ti＋Nb／２）／Ｃを２〜５とし、固溶Ｃ、
ＮをTi、Nb等の炭窒化物形成元素によって固定し、硬質
第２相の生成を抑え、かつTiC やNbC の析出強化を利用
する。
耐水素誘起割れ性を有する高張力鋼材の提供。 【構成】 （Ti＋Nb／２）／Ｃを２〜５とし、固溶Ｃ、
ＮをTi、Nb等の炭窒化物形成元素によって固定し、硬質
第２相の生成を抑え、かつTiC やNbC の析出強化を利用
する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、海洋構造物、ラインパ
イプ、圧力容器、橋梁などの用途に用いて良好な、耐水
素誘起割れ性に優れた高張力鋼材に関するものである。
イプ、圧力容器、橋梁などの用途に用いて良好な、耐水
素誘起割れ性に優れた高張力鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、天然ガスや原油の需要が増大して
いるが、これらを採油、精製、輸送するに用いるライン
パイプや油井管などの油もれや破壊事故がしばしば発生
している。このような事故の大半は、天然ガスや原油に
含有されるH2S に起因する水素誘起割れ（ＨＩＣ）によ
ることが報告されており、このような用途に用いられる
鋼材には耐水素誘起割れ性が重要な特性として要求され
ている。
いるが、これらを採油、精製、輸送するに用いるライン
パイプや油井管などの油もれや破壊事故がしばしば発生
している。このような事故の大半は、天然ガスや原油に
含有されるH2S に起因する水素誘起割れ（ＨＩＣ）によ
ることが報告されており、このような用途に用いられる
鋼材には耐水素誘起割れ性が重要な特性として要求され
ている。
【０００３】しかも、近年の海洋構造物やラインパイプ
は大型化し、用いられる鋼板の板厚も肉厚化の傾向が著
しく、極めて高水準の耐水素割れ性が要求されつつあ
る。ＨＩＣの発生機構については多くの研究がなされ、
かなりのところまで解明されている。それによると鋼材
に侵入したＨが、鋼材中のMnS やクラスターの酸化物系
介在物などに集積後、分子化してＨ自身の脆化作用と分
子化圧力が割れ開口を生じることによって起こり、さら
に鋼材の偏析帯は発生した割れの伝播を助長し、大きく
危険な割れに至らしめると考えられている。
は大型化し、用いられる鋼板の板厚も肉厚化の傾向が著
しく、極めて高水準の耐水素割れ性が要求されつつあ
る。ＨＩＣの発生機構については多くの研究がなされ、
かなりのところまで解明されている。それによると鋼材
に侵入したＨが、鋼材中のMnS やクラスターの酸化物系
介在物などに集積後、分子化してＨ自身の脆化作用と分
子化圧力が割れ開口を生じることによって起こり、さら
に鋼材の偏析帯は発生した割れの伝播を助長し、大きく
危険な割れに至らしめると考えられている。
【０００４】ＨＩＣ防止法としては、 （１）Ni、Cu、Crの添加により表面の腐食作用を抑制す
る。 （２）圧延により伸長して割れ感受性を上げるMnS を、
Ca、REM の添加によりCaS やREM 硫化物にして圧延後も
球状化状態を保ち割れ感受性を下げる（特開昭53− 146
06号公報、特開昭54− 38214号公報） （３）Mn、Ｐ、Ｓ量を減じるかあるいは均熱拡散処理を
行い偏析度を軽減する（特開昭52−111815号公報、特開
昭50− 97515号公報） （４）圧延後の熱処理あるいは最近では加工熱処理技術
（ＴＭＣＰ）により偏析部のミクロ組織を改善する（特
開昭62−112722号公報、特公昭62− 23056号公報、特公
昭62− 35452号公報）などの諸法が提案されている。
る。 （２）圧延により伸長して割れ感受性を上げるMnS を、
Ca、REM の添加によりCaS やREM 硫化物にして圧延後も
球状化状態を保ち割れ感受性を下げる（特開昭53− 146
06号公報、特開昭54− 38214号公報） （３）Mn、Ｐ、Ｓ量を減じるかあるいは均熱拡散処理を
行い偏析度を軽減する（特開昭52−111815号公報、特開
昭50− 97515号公報） （４）圧延後の熱処理あるいは最近では加工熱処理技術
（ＴＭＣＰ）により偏析部のミクロ組織を改善する（特
開昭62−112722号公報、特公昭62− 23056号公報、特公
昭62− 35452号公報）などの諸法が提案されている。
【０００５】しかしながら、現在はより高い水素濃度環
境に耐える性能が要求されるようになってきており、こ
の厳しい環境での抵抗力の評価は、低いpHのＮＡＣＥ溶
液（５％NaCl＋ 0.5％CHOOH ＋飽和H2S ）を用いる浸漬
試験で行われるが、先に上げた諸法が必ずしも効果を発
揮せず、まだ決定的な防止法は見いだされていない。
（１）のNi、Cu、Crの添加法では、たとえばCuの場合pH
が５以上でなければその効果が発揮されない。（２）の
Ca、REM 添加法についても、より厳しいサワー環境で
は、不純物が集積しやすい鋼材の中心部でのMnS の完全
な球状化が困難なため、十分な防止策とならない。MnS
の完全球状化を目的にCa、REM を多量に添加すると、そ
れにより鋼材中心部以外のクラスター状非金属介在物
（以下介在物という）の量を増加させ、ＨＩＣ感受性を
上げてしまう。（３）の偏析元素の均熱拡散処理はコス
ト面で不利である。Ｐ、Ｓの減量を前提としても、Mnの
減量は鋼材強度確保の面から限度があり、ここで問題に
する厳しいサワー環境には対応困難である。（４）の圧
延後の熱処理やＴＭＣＰの利用は有効な場合があるが、
前者は特に大量生産時の能力面で限度があり、後者にお
いても制御能力には自ずと限度がある。
境に耐える性能が要求されるようになってきており、こ
の厳しい環境での抵抗力の評価は、低いpHのＮＡＣＥ溶
液（５％NaCl＋ 0.5％CHOOH ＋飽和H2S ）を用いる浸漬
試験で行われるが、先に上げた諸法が必ずしも効果を発
揮せず、まだ決定的な防止法は見いだされていない。
（１）のNi、Cu、Crの添加法では、たとえばCuの場合pH
が５以上でなければその効果が発揮されない。（２）の
Ca、REM 添加法についても、より厳しいサワー環境で
は、不純物が集積しやすい鋼材の中心部でのMnS の完全
な球状化が困難なため、十分な防止策とならない。MnS
の完全球状化を目的にCa、REM を多量に添加すると、そ
れにより鋼材中心部以外のクラスター状非金属介在物
（以下介在物という）の量を増加させ、ＨＩＣ感受性を
上げてしまう。（３）の偏析元素の均熱拡散処理はコス
ト面で不利である。Ｐ、Ｓの減量を前提としても、Mnの
減量は鋼材強度確保の面から限度があり、ここで問題に
する厳しいサワー環境には対応困難である。（４）の圧
延後の熱処理やＴＭＣＰの利用は有効な場合があるが、
前者は特に大量生産時の能力面で限度があり、後者にお
いても制御能力には自ずと限度がある。
【０００６】ところで、従来の海洋構造物用鋼ラインパ
イプ用鋼の開発において常に追求されてきたテーマは、
制御圧延ならびに制御冷却などのＴＭＣＰ技術の推進と
そのための化学成分の最適化であった。ＴＭＣＰの効果
を最大限に発揮させるためにＣ−Mn−Nb鋼が採用され、
この大枠の組成範囲の中でＣ、Mn、Nb量の最適化、Ｖ、
Mo、Ni、Cu、Crなどの第３強化元素の利用、超低Ｓ化、
Ca添加、低Ｐ化などの不純物元素対策が検討されてき
た。この結果、Ｓ、Ｐなどの不純物元素に関する対策
は、製鋼技術の進歩とあいまってめざましい進歩を遂
げ、もはや改善余地をほとんど残さない段階にまで達し
た。一方、Ｃ量とMn量の関係は強度−靱性バランスとい
う観点からみると低Ｃ−高Mn化の方向が有利であり、近
年はこの方向に順次移行してきた。しかしながら、これ
をさらに推進してゆくと、強度特性が確保できなくなる
上に、高Mn化による中心偏析および溶接部靱性上の問題
が生じる、などの難点が現れることが明らかになった。
特に、中心偏析の問題は耐サワー性に対して大きな阻害
要因となり、上述の動向に対処するためにも低Ｃ−高Mn
化の方向には自ずと限界が生じてきた。
イプ用鋼の開発において常に追求されてきたテーマは、
制御圧延ならびに制御冷却などのＴＭＣＰ技術の推進と
そのための化学成分の最適化であった。ＴＭＣＰの効果
を最大限に発揮させるためにＣ−Mn−Nb鋼が採用され、
この大枠の組成範囲の中でＣ、Mn、Nb量の最適化、Ｖ、
Mo、Ni、Cu、Crなどの第３強化元素の利用、超低Ｓ化、
Ca添加、低Ｐ化などの不純物元素対策が検討されてき
た。この結果、Ｓ、Ｐなどの不純物元素に関する対策
は、製鋼技術の進歩とあいまってめざましい進歩を遂
げ、もはや改善余地をほとんど残さない段階にまで達し
た。一方、Ｃ量とMn量の関係は強度−靱性バランスとい
う観点からみると低Ｃ−高Mn化の方向が有利であり、近
年はこの方向に順次移行してきた。しかしながら、これ
をさらに推進してゆくと、強度特性が確保できなくなる
上に、高Mn化による中心偏析および溶接部靱性上の問題
が生じる、などの難点が現れることが明らかになった。
特に、中心偏析の問題は耐サワー性に対して大きな阻害
要因となり、上述の動向に対処するためにも低Ｃ−高Mn
化の方向には自ずと限界が生じてきた。
【０００７】この障害を克服して低Ｃ化を推進するため
には、Mnに代替する第３強化元素の利用が考えられた。
しかしながら、ＴＭＣＰの本質が変態温度を低下させる
ことを前提とした強靱化技術であることから、特に強度
特性の確保という点において低Ｃ化と両立するような第
３強化元素は少なく、選択肢を大きくするには至らな
い。
には、Mnに代替する第３強化元素の利用が考えられた。
しかしながら、ＴＭＣＰの本質が変態温度を低下させる
ことを前提とした強靱化技術であることから、特に強度
特性の確保という点において低Ｃ化と両立するような第
３強化元素は少なく、選択肢を大きくするには至らな
い。
【０００８】以上のように、ＴＭＣＰを利用した製造技
術は、今まで押し進めてきた改善対策が次々に飽和状態
に達しつつあり、近年の要求仕様の複合化を満足させる
上で、選択肢としての冶金的手段が手詰まり状態に陥る
ことを懸念しなければならない状況にたち至っている。
術は、今まで押し進めてきた改善対策が次々に飽和状態
に達しつつあり、近年の要求仕様の複合化を満足させる
上で、選択肢としての冶金的手段が手詰まり状態に陥る
ことを懸念しなければならない状況にたち至っている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来とは異
なった発想のもとに通常の工程で容易に製造可能な極め
て優れた耐水素誘起割れ性を有する高張力鋼材を提供す
ることを目的とするものである。
なった発想のもとに通常の工程で容易に製造可能な極め
て優れた耐水素誘起割れ性を有する高張力鋼材を提供す
ることを目的とするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明は、重量％にて、
Ｃ： 0.001〜0.20％、Si： 1.5％以下、Mn： 0.5〜 3.0
％、Al： 0.005〜 0.1％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ： 0.005
％以下およびＮ： 0.008％以下を含み、さらにTi： 0.3
％以下およびNb： 0.2％以下のいずれか１種または２種
を５≧（Ti＋Nb／２）／Ｃ≧２を満足するように含有
し、残部はFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴
とする耐水素誘起割れ性に優れた高張力鋼材であり、ま
た、上記組成のFeの１部をCu： 2.5％以下、Ni： 1.5％
以下、Cr：1.0％以下、Mo： 1.0％以下およびＢ：0.000
3〜 0.005％から選ばれた１種または２種以上および／
またはCa：0.0005〜 0.005％およびREM ： 0.001〜0.02
％のいずれか１種または２種と置換したものである。
Ｃ： 0.001〜0.20％、Si： 1.5％以下、Mn： 0.5〜 3.0
％、Al： 0.005〜 0.1％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ： 0.005
％以下およびＮ： 0.008％以下を含み、さらにTi： 0.3
％以下およびNb： 0.2％以下のいずれか１種または２種
を５≧（Ti＋Nb／２）／Ｃ≧２を満足するように含有
し、残部はFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴
とする耐水素誘起割れ性に優れた高張力鋼材であり、ま
た、上記組成のFeの１部をCu： 2.5％以下、Ni： 1.5％
以下、Cr：1.0％以下、Mo： 1.0％以下およびＢ：0.000
3〜 0.005％から選ばれた１種または２種以上および／
またはCa：0.0005〜 0.005％およびREM ： 0.001〜0.02
％のいずれか１種または２種と置換したものである。
【００１１】
【作用】本発明者らは、固溶Ｃ、ＮををTi、Nbなどの炭
窒化物形成元素によって固定した鋼を採用することによ
り、極めて高水準の耐水素誘起割れ性を得ることがで
き、さらに、従来のＴＭＣＰ鋼では溶接部靱性への悪影
響のために忌避されていたSi、Ｂを添加しても悪影響が
ないことを見出した。
窒化物形成元素によって固定した鋼を採用することによ
り、極めて高水準の耐水素誘起割れ性を得ることがで
き、さらに、従来のＴＭＣＰ鋼では溶接部靱性への悪影
響のために忌避されていたSi、Ｂを添加しても悪影響が
ないことを見出した。
【００１２】まず、本発明に至る基礎となった実験結果
について述べる。Ｃ：0.04％、Si：0.01％、Mn： 0.1
％、Al：0.04％、Ｐ： 0.005％、Ｓ： 0.001％、Ｎ：
0.002％を含み、Ti量を種々変化させた鋼スラブを、通
常の方法にて圧延し、板厚16mmに仕上げ、耐水素誘起割
れ性について調査した。なお、耐水素誘起割れ（以下Ｈ
ＩＣと呼ぶ）性試験は、（５％NaCl＋ 0.5％CHOOH ＋飽
和H2S、液pHはおよそ 3.0）中96時間浸漬の条件で行
い、試験後の割れ発生は超音波探傷により測定した。
について述べる。Ｃ：0.04％、Si：0.01％、Mn： 0.1
％、Al：0.04％、Ｐ： 0.005％、Ｓ： 0.001％、Ｎ：
0.002％を含み、Ti量を種々変化させた鋼スラブを、通
常の方法にて圧延し、板厚16mmに仕上げ、耐水素誘起割
れ性について調査した。なお、耐水素誘起割れ（以下Ｈ
ＩＣと呼ぶ）性試験は、（５％NaCl＋ 0.5％CHOOH ＋飽
和H2S、液pHはおよそ 3.0）中96時間浸漬の条件で行
い、試験後の割れ発生は超音波探傷により測定した。
【００１３】図１に、ＨＩＣ発生率と（Ti＋Nb／２）／
Ｃの値の関係を示す。（Ti＋Nb／２）／Ｃの値が２を境
にして、ＨＩＣは発生しなくなる。このようにＨＩＣ発
生率に対して（Ti＋Nb／２）／Ｃの値に下限が存在する
理由は次のよにに考えられる。ＨＩＣ特性は中心偏析の
存在によって左右される。（Ti＋Nb／２）／Ｃの値を２
以上にすることにより、固溶Ｃ量が低下し、中心偏析と
なりうるベイナイトやマルテンサイト等の硬質第２相が
生成しにくくなる。これにより、ＨＩＣが発生しなくな
ると考えられる。
Ｃの値の関係を示す。（Ti＋Nb／２）／Ｃの値が２を境
にして、ＨＩＣは発生しなくなる。このようにＨＩＣ発
生率に対して（Ti＋Nb／２）／Ｃの値に下限が存在する
理由は次のよにに考えられる。ＨＩＣ特性は中心偏析の
存在によって左右される。（Ti＋Nb／２）／Ｃの値を２
以上にすることにより、固溶Ｃ量が低下し、中心偏析と
なりうるベイナイトやマルテンサイト等の硬質第２相が
生成しにくくなる。これにより、ＨＩＣが発生しなくな
ると考えられる。
【００１４】次に各成分の限定理由について説明する。 Ｃ： 0.001〜0.20％ Ｃは重要な強化元素であるが溶接性および低温靱性を低
下させるので0.20％を上限とした。一般に、小入熱溶接
部は硬化しやすく各種の割れが発生する。これらの防止
のためには、鋼の硬化性を低くすることが有効かつ必要
である。また、多層溶接部の熱影響部に生成する島状マ
ルテンサイトの生成を抑制するにはＣが低いことが望ま
しい。このためにＣの上限を0.20％とした。この上限を
超えると、溶接性および低温靱性を損なう。また一方
で、Ｃは 0.001％未満では、強度が不足するので下限を
0.001％とした。
下させるので0.20％を上限とした。一般に、小入熱溶接
部は硬化しやすく各種の割れが発生する。これらの防止
のためには、鋼の硬化性を低くすることが有効かつ必要
である。また、多層溶接部の熱影響部に生成する島状マ
ルテンサイトの生成を抑制するにはＣが低いことが望ま
しい。このためにＣの上限を0.20％とした。この上限を
超えると、溶接性および低温靱性を損なう。また一方
で、Ｃは 0.001％未満では、強度が不足するので下限を
0.001％とした。
【００１５】Si： 1.5％以下 Siは脱酸元素として有用であり、また強度増加に寄与す
るため添加するが、溶接性および溶接部の靱性を劣化さ
せるので 1.5％以下に制限する。とくに靱性への要求が
厳しい場合には、Si量が 0.5％を超えて含有すると、島
状マルテンサイトの生成が抑制しがたく、したがって多
層溶接特有の積層パスによる焼戻し硬化が少なく、溶接
熱影響部の局所脆化域の靱性向上が期待できなくなるた
め、好ましくは、 0.5％以下である。
るため添加するが、溶接性および溶接部の靱性を劣化さ
せるので 1.5％以下に制限する。とくに靱性への要求が
厳しい場合には、Si量が 0.5％を超えて含有すると、島
状マルテンサイトの生成が抑制しがたく、したがって多
層溶接特有の積層パスによる焼戻し硬化が少なく、溶接
熱影響部の局所脆化域の靱性向上が期待できなくなるた
め、好ましくは、 0.5％以下である。
【００１６】Mn： 0.5〜 3.0％ Mnは、焼入れ性を向上する元素であり、強度・靱性確保
のため添加する。さらに、圧延後のＡr3変態を遅らせ、
それによりTiC やNbC を適度に微細に析出させる効果も
有しており、同じＣ、Ti、Nb量であっても高い強度が得
られる。両者の効果を十分発揮させるためには、少なく
とも、 0.5％以上の添加が必要である。また、 3.0％を
超えると熱影響部が硬化して低温割れ感受性が上がり、
現地での溶接施工性を害する。さらに、析出物を過度に
微細にするので、靱性を劣化させる。したがって、Mnの
含有範囲は、 0.5％以上、 3.0％以下とした。
のため添加する。さらに、圧延後のＡr3変態を遅らせ、
それによりTiC やNbC を適度に微細に析出させる効果も
有しており、同じＣ、Ti、Nb量であっても高い強度が得
られる。両者の効果を十分発揮させるためには、少なく
とも、 0.5％以上の添加が必要である。また、 3.0％を
超えると熱影響部が硬化して低温割れ感受性が上がり、
現地での溶接施工性を害する。さらに、析出物を過度に
微細にするので、靱性を劣化させる。したがって、Mnの
含有範囲は、 0.5％以上、 3.0％以下とした。
【００１７】Ｐ：0.02％以下 Ｐは、中心偏析を助長する元素であり低いことが好まし
いが、経済性の観点から0.02％以下とした。この量を超
えると軽度の中心偏析でも局部的に異常組織となり割れ
を助長する。 Ｓ： 0.005％以下 Ｓは、MnS を生成することによりＨＩＣ感受性を高める
ため、極力低げる必要がある。 0.005％を超えて含有す
ると、その悪影響が顕在化する。したがって、Ｓの含有
量は 0.005％以下とした。
いが、経済性の観点から0.02％以下とした。この量を超
えると軽度の中心偏析でも局部的に異常組織となり割れ
を助長する。 Ｓ： 0.005％以下 Ｓは、MnS を生成することによりＨＩＣ感受性を高める
ため、極力低げる必要がある。 0.005％を超えて含有す
ると、その悪影響が顕在化する。したがって、Ｓの含有
量は 0.005％以下とした。
【００１８】Al： 0.005〜 0.1％ Alは、Si同様、脱酸元素として有用であり、また、Ｎと
結合しAlN として微細化にも寄与する。しかし、 0.005
％を下回ると十分な脱酸ができず母材の靱性が劣化す
る。一方、 0.1％を超えると鋼の清浄度が低下するの
で、 0.005％以上、0.1％以下の範囲とした。
結合しAlN として微細化にも寄与する。しかし、 0.005
％を下回ると十分な脱酸ができず母材の靱性が劣化す
る。一方、 0.1％を超えると鋼の清浄度が低下するの
で、 0.005％以上、0.1％以下の範囲とした。
【００１９】Ｎ： 0.008％以下 Ｎは、析出強化を助長するが、ＨＡＺ靱性および溶融金
属の靱性の観点から 0.008％以下とした。 Ti： 0.3％以下、Nb： 0.2％以下 Tiおよび／またはNbは、硬質第２相の生成を抑制するた
めの固溶Ｃ量を制御するために不可欠な成分元素であ
る。しかし、Ti： 0.3％、Nb： 0.2％を超えると靱性の
劣化、溶接割れ感受性が高くなるため、Tiは 0.3％、Nb
は 0.2％を上限とした。
属の靱性の観点から 0.008％以下とした。 Ti： 0.3％以下、Nb： 0.2％以下 Tiおよび／またはNbは、硬質第２相の生成を抑制するた
めの固溶Ｃ量を制御するために不可欠な成分元素であ
る。しかし、Ti： 0.3％、Nb： 0.2％を超えると靱性の
劣化、溶接割れ感受性が高くなるため、Tiは 0.3％、Nb
は 0.2％を上限とした。
【００２０】（Ti＋Nb／２）／Ｃ：２〜５ 硬質第２相の生成を避けるためには、（Ti＋Nb／２）／
Ｃの値を２以上にする必要がある。さらに（Ti＋Nb／
２）／Ｃの値が５を超えると、析出過多による靱性の劣
化や、熱影響部の焼入れ性上昇による溶接割れ感受性の
劣化を著しくする。したがって、２≦（Ti＋Nb／２）／
Ｃ≦５の範囲とした。また、特に、４≦（Ti＋Nb／２）
／Ｃの場合には、固溶Ｃ、Ｎが析出物として固定された
状態、いわゆる侵入型原子フリー（interstitial fre
e）の状態となる。このような侵入型固溶元素の消滅に
より、（１）転位の移動に対する摩擦力が低下する。さ
らに、（２）転位の固着作用も消滅し、したがって、固
溶されていない転位が残り、結果的に上降伏点および降
伏伸びが消失する。この両機構により、４≦（Ti＋Nb／
２）／Ｃの場合に、低降伏比化が達成される。
Ｃの値を２以上にする必要がある。さらに（Ti＋Nb／
２）／Ｃの値が５を超えると、析出過多による靱性の劣
化や、熱影響部の焼入れ性上昇による溶接割れ感受性の
劣化を著しくする。したがって、２≦（Ti＋Nb／２）／
Ｃ≦５の範囲とした。また、特に、４≦（Ti＋Nb／２）
／Ｃの場合には、固溶Ｃ、Ｎが析出物として固定された
状態、いわゆる侵入型原子フリー（interstitial fre
e）の状態となる。このような侵入型固溶元素の消滅に
より、（１）転位の移動に対する摩擦力が低下する。さ
らに、（２）転位の固着作用も消滅し、したがって、固
溶されていない転位が残り、結果的に上降伏点および降
伏伸びが消失する。この両機構により、４≦（Ti＋Nb／
２）／Ｃの場合に、低降伏比化が達成される。
【００２１】Cu： 2.5％以下、Ni： 1.5％以下、Cr：
1.0％以下、Mo： 1.0％以下、Ｂ：0.0003〜 0.005％ Cu、Ni、CrおよびMoは、Ａr3変態を遅延させる効果があ
り、TiC やNbC の微細化をはかり、同じＣ、Ti、Nb量で
あっても高い強度を得ることができる。さらに、Cuにつ
いては、それ自体の析出強化により鋼の強度を上げる効
果もある。また、NiにはCuを含有する鋼の圧延中のCu割
れを防止する効果が、Crには耐炭酸ガス腐食性を向上さ
せる効果がある。しかし、各元素とも過剰の含有をする
と、熱影響部の硬化性を上昇させて溶接割れ感受性を上
げてしまう。各元素の上限は、Cuの場合 2.5％、Niの場
合 1.5％、CrおよびMoの場合にはそれぞれ 1.0％であ
る。
1.0％以下、Mo： 1.0％以下、Ｂ：0.0003〜 0.005％ Cu、Ni、CrおよびMoは、Ａr3変態を遅延させる効果があ
り、TiC やNbC の微細化をはかり、同じＣ、Ti、Nb量で
あっても高い強度を得ることができる。さらに、Cuにつ
いては、それ自体の析出強化により鋼の強度を上げる効
果もある。また、NiにはCuを含有する鋼の圧延中のCu割
れを防止する効果が、Crには耐炭酸ガス腐食性を向上さ
せる効果がある。しかし、各元素とも過剰の含有をする
と、熱影響部の硬化性を上昇させて溶接割れ感受性を上
げてしまう。各元素の上限は、Cuの場合 2.5％、Niの場
合 1.5％、CrおよびMoの場合にはそれぞれ 1.0％であ
る。
【００２２】Ｂも、Ａr3変態を遅延させる効果があり、
TiC やNbC の微細化をはかり、同じＣ、Ti、Nb量であっ
ても高い強度を得ることができる。この効果を得るため
には、0.0003％以上の含有が必要である。しかし、 0.0
05％を超える含有は、熱影響部の効果を招く。したがっ
て、Ｂの含有量は、0.0003％以上 0.005％以下とした。
TiC やNbC の微細化をはかり、同じＣ、Ti、Nb量であっ
ても高い強度を得ることができる。この効果を得るため
には、0.0003％以上の含有が必要である。しかし、 0.0
05％を超える含有は、熱影響部の効果を招く。したがっ
て、Ｂの含有量は、0.0003％以上 0.005％以下とした。
【００２３】Ca：0.0005〜 0.005％、REM ： 0.001〜0.
02％ Caは、MnS を球状化させ衝撃値を向上させるが、0.0005
％未満ではその効果が実用上なく、一方 0.005％を超え
る含有は鋼板の清浄度を損ない耐ＨＩＣ特性また靱性に
悪影響をおよぼすので、0.0005％以上 0.005％以下とし
た。REM は、Caと同様の効果をもつが、さらにREM の硫
化物、酸化物は溶接部においても安定に存在し、オース
テナイト粒の粗大化抑制効果を持つ。その効果は 0.001
％以上の含有で発現する。しかし、0.02％を超える含有
は鋼板の清浄度を損ない靱性に悪影響をおよぼす。した
がって、その含有は、 0.001％以上0.02％以下とした。
さらに、これらは単独添加でも複合添加でもよい。
02％ Caは、MnS を球状化させ衝撃値を向上させるが、0.0005
％未満ではその効果が実用上なく、一方 0.005％を超え
る含有は鋼板の清浄度を損ない耐ＨＩＣ特性また靱性に
悪影響をおよぼすので、0.0005％以上 0.005％以下とし
た。REM は、Caと同様の効果をもつが、さらにREM の硫
化物、酸化物は溶接部においても安定に存在し、オース
テナイト粒の粗大化抑制効果を持つ。その効果は 0.001
％以上の含有で発現する。しかし、0.02％を超える含有
は鋼板の清浄度を損ない靱性に悪影響をおよぼす。した
がって、その含有は、 0.001％以上0.02％以下とした。
さらに、これらは単独添加でも複合添加でもよい。
【００２４】次に、製造方法であるが、特に限定する必
要がなく、転炉、電気炉等といった通常の溶製、造塊、
連続鋳造といった鋳固方法いずれも利用できる。また、
通常熱間圧延を利用するが、圧延条件も特に限定されな
い。本発明の鋼材は、TiC やNbC の析出が圧延後、きわ
めて迅速に、しかも冷却期間の早期に終了するので、い
わゆるＴＭＣＰを利用せずとも容易に製造できる。
要がなく、転炉、電気炉等といった通常の溶製、造塊、
連続鋳造といった鋳固方法いずれも利用できる。また、
通常熱間圧延を利用するが、圧延条件も特に限定されな
い。本発明の鋼材は、TiC やNbC の析出が圧延後、きわ
めて迅速に、しかも冷却期間の早期に終了するので、い
わゆるＴＭＣＰを利用せずとも容易に製造できる。
【００２５】また、本発明は鋼板にかぎらず、条鋼、パ
イプ等にも適用できる。
イプ等にも適用できる。
【００２６】
【実施例】表１に示す化学組成の鋼を同じく表２に示す
製造条件にて各種板厚の鋼板を製造した。また、すべて
の鋼板から引張試験片（Ｌ方向）およびシャルピー衝撃
試験片（Ｔ方向）を採取し、鋼板の強度と延性について
測定した。ＨＩＣ試験は、（５％NaCl＋ 0.5％CHOOH ＋
飽和H2S 、液pHはおよそ 3.0）中96時間浸漬の条件で行
い、試験後の割れ発生は超音波探傷により測定した。
製造条件にて各種板厚の鋼板を製造した。また、すべて
の鋼板から引張試験片（Ｌ方向）およびシャルピー衝撃
試験片（Ｔ方向）を採取し、鋼板の強度と延性について
測定した。ＨＩＣ試験は、（５％NaCl＋ 0.5％CHOOH ＋
飽和H2S 、液pHはおよそ 3.0）中96時間浸漬の条件で行
い、試験後の割れ発生は超音波探傷により測定した。
【００２７】鋼 No.ＵはＣ含有量が本発明の上限はずれ
で、かつ（Ti＋Nb／２）／Ｃが本発明の下限はずれのた
め、硬質第２相が出現し、耐ＨＩＣ特性が非常に悪い。
鋼 No.ＶはMn含有量が本発明の上限はずれで、かつ（Ti
＋Nb／２）／Ｃが本発明の下限はずれのため、硬質第２
相が出現し、耐ＨＩＣ特性が非常に悪い。鋼 No.ＷはTi
含有量および（Ti＋Nb／２）／Ｃともに本発明の上限は
ずれのため、析出過多により、靱性が非常に悪い。鋼 N
o.ＸはNb含有量が本発明の上限はずれで、かつ（Ti＋Nb
／２）／Ｃが本発明の下限はずれのため、析出過多と、
硬質第２相の出現により、耐ＨＩＣ特性、靱性ともに非
常に悪い。鋼 No.Ｙは（Ti＋Nb／２）／Ｃが本発明の下
限はずれのため、硬質第２相の出現により、耐ＨＩＣ特
性が非常に悪い。鋼 No.Ｚは（Ti＋Nb／２）／Ｃが本発
明の上限はずれのため、析出過多により、靱性が非常に
悪い。
で、かつ（Ti＋Nb／２）／Ｃが本発明の下限はずれのた
め、硬質第２相が出現し、耐ＨＩＣ特性が非常に悪い。
鋼 No.ＶはMn含有量が本発明の上限はずれで、かつ（Ti
＋Nb／２）／Ｃが本発明の下限はずれのため、硬質第２
相が出現し、耐ＨＩＣ特性が非常に悪い。鋼 No.ＷはTi
含有量および（Ti＋Nb／２）／Ｃともに本発明の上限は
ずれのため、析出過多により、靱性が非常に悪い。鋼 N
o.ＸはNb含有量が本発明の上限はずれで、かつ（Ti＋Nb
／２）／Ｃが本発明の下限はずれのため、析出過多と、
硬質第２相の出現により、耐ＨＩＣ特性、靱性ともに非
常に悪い。鋼 No.Ｙは（Ti＋Nb／２）／Ｃが本発明の下
限はずれのため、硬質第２相の出現により、耐ＨＩＣ特
性が非常に悪い。鋼 No.Ｚは（Ti＋Nb／２）／Ｃが本発
明の上限はずれのため、析出過多により、靱性が非常に
悪い。
【００２８】これに対し鋼 No.Ａ〜Ｔはいずれも化学組
成が本発明の範囲を満足するものであり、いずれも高靱
性、良好な耐ＨＩＣ特性を示した。さらに、鋼 No.Ｄ、
Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｑ、Ｒ、Ｓ、Ｔは、（Ti＋Nb／２）／Ｃが
４以上であり、低ＹＲを示した。
成が本発明の範囲を満足するものであり、いずれも高靱
性、良好な耐ＨＩＣ特性を示した。さらに、鋼 No.Ｄ、
Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｑ、Ｒ、Ｓ、Ｔは、（Ti＋Nb／２）／Ｃが
４以上であり、低ＹＲを示した。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【発明の効果】本発明によると、海洋構造物、ラインパ
イプ、圧力容器、橋梁などの用途に用いて良好な、耐水
素誘起割れ性に優れた高張力鋼材を提供できる。
イプ、圧力容器、橋梁などの用途に用いて良好な、耐水
素誘起割れ性に優れた高張力鋼材を提供できる。
【図１】ＨＩＣ発生率と（Ti＋Nb／２）／Ｃの値の関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％にて、Ｃ： 0.001〜0.20％、Si：
1.5％以下、Mn： 0.5〜 3.0％、Al： 0.005〜 0.1％、
Ｐ：0.02％以下、Ｓ： 0.005％以下およびＮ： 0.008％
以下を含み、さらにTi： 0.3％以下およびNb： 0.2％以
下のいずれか１種または２種を５≧（Ti＋Nb／２）／Ｃ
≧２を満足するように含有し、残部はFeおよび不可避的
不純物よりなることを特徴とする耐水素誘起割れ性に優
れた高張力鋼材。 - 【請求項２】 Feの１部をCu： 2.5％以下、Ni： 1.5％
以下、Cr： 1.0％以下、Mo： 1.0％以下およびＢ：0.00
03〜 0.005％から選ばれた１種または２種以上と置換し
たことを特徴とする請求項１記載の耐水素誘起割れ性に
優れた高張力鋼材。 - 【請求項３】 Feの１部をCa：0.0005〜 0.005およびRE
M ： 0.001〜0.02％のいずれか１種または２種と置換し
たことを特徴とする請求項１または２記載の耐水素誘起
割れ性に優れた高張力鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP983093A JPH06220576A (ja) | 1993-01-25 | 1993-01-25 | 耐水素誘起割れ性に優れた高張力鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP983093A JPH06220576A (ja) | 1993-01-25 | 1993-01-25 | 耐水素誘起割れ性に優れた高張力鋼材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06220576A true JPH06220576A (ja) | 1994-08-09 |
Family
ID=11731056
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP983093A Pending JPH06220576A (ja) | 1993-01-25 | 1993-01-25 | 耐水素誘起割れ性に優れた高張力鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06220576A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0733715A2 (en) * | 1995-03-23 | 1996-09-25 | Kawasaki Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet and method for forming hot-rolled steel sheet having low yield ratio, high strength and excellent toughness |
| EP0796921A1 (en) * | 1996-03-18 | 1997-09-24 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing thick steel product of high strength and high toughness having excellent weldability and minimal variation of structure and physical properties |
| JP2007138290A (ja) * | 2005-10-18 | 2007-06-07 | Jfe Steel Kk | 厚手高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
-
1993
- 1993-01-25 JP JP983093A patent/JPH06220576A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0733715A2 (en) * | 1995-03-23 | 1996-09-25 | Kawasaki Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet and method for forming hot-rolled steel sheet having low yield ratio, high strength and excellent toughness |
| EP0733715A3 (en) * | 1995-03-23 | 1997-07-02 | Kawasaki Steel Co | Hot rolled steel sheet and method of manufacturing a hot rolled steel sheet with low yield strength ratio, high strength and excellent ductility |
| US5948183A (en) * | 1995-03-23 | 1999-09-07 | Kawasaki Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet and method for forming hot-rolled steel sheet having low yield ratio, high strength and excellent toughness |
| EP0796921A1 (en) * | 1996-03-18 | 1997-09-24 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing thick steel product of high strength and high toughness having excellent weldability and minimal variation of structure and physical properties |
| US5989366A (en) * | 1996-03-18 | 1999-11-23 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing thick steel product of high strength and high toughness having excellent weldability and minimal variation of structure and physical properties |
| JP2007138290A (ja) * | 2005-10-18 | 2007-06-07 | Jfe Steel Kk | 厚手高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
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